Таблица 3

Механические свойства 40 мм плиты из сплава ВТ6 после различных видов отжига [22].

Режим термической обработки	0,2, МПа	, %	, %	KCU, Дж/см2
Неполный отжиг: 5900C, 3ч	854	37	13,3	92
Простой отжиг: 7300С,2ч, ОВ	826	34	12,8	70
Изотермический отжиг: 8000С, 2ч + охл. с печью до 5000С, 30 мин, ОВ	866	36	13,6	106
Отжиг в -области: 9000C, 10ч, ОП	798	33	29	80
-отжиг: 10500С, 30 мин, ОВ+7300С, 2ч, ОВ	895	31	12	55
Примечание. ОВ - охлаждение на воздухе, ОП - охлаждение с печью.

В последние годы для (+)-сплавов широко применяют упрочняющую термическую обработку (УТО), включающую закалку и старение. Структура сплаваВТ6 после закалки существенно зависит от температуры нагрева. При закалке с температур ниже 750⁰С в сплаве фиксируются - и-фазы. При высоких температурах содержание легирующих элементов-фазе меньше второй критической концентрации и она при закалке частично переходит в мартенситную фазу. После закалки с еще более высоких температур фиксируется - и ^/-фазы. При закалке с температур, соответствующих -области, структура сплава представлена мартенситной ^'-фазой; поэтому по структуре в закаленном состоянии сплавВТ6 относится к мартенситному классу [26].

Упрочнение сплавов при старении происходит в результате дисперсионного старения, обусловленного низкотемпературным распадом метастабильных '- и-фаз. Для сплаваВТ6 больший вклад в повышение прочностных характеристик вносит распад-фазы. В зависимости от температуры нагрева под закалку и последующего старения распад метастабильных фаз может происходить с образованием фаз и '; ,' и или и [25]. СплавВТ6 подвергают старению при сравнительно низких температурах 450 - 550⁰С, что обеспечивает достаточно высокий эффект упрочнения. После закалки с 900 - 950⁰С временное сопротивление разрыву составляет 1000 -1100 МПа, а после старения при 450 - 550⁰С в течение 2 - 8 часов 1200 - 1300 МПа [26]. Кроме того. сплавВТ6, по сравнению с другими (+)-сплавами, содержит меньшее количество -стабилизаторов, поэтому уже после старения в течении 1 - 2 часов достигается максимальная прочность. Применение УТО возможно лишь в том случае, если исходная структура представлена равноосными зернами - и- фаз. Крупнозернистая и грубая пластинчатая макро - и микроструктура ведут к резкому падению пластичности [22].

Изменение микроструктура сплава ВТ6 после упрочняющей термообработки представлена на рисунке 7.

а) б)

Рис. 7 Изменение микроструктуры после упрочняющей термообработки, 300:а- состояние поставки; б- после закалки с 920 С в воду и старения при 500 С, 2 ч [22].

Сплав ВТ6 очень универсальный. Из этого сплава изготавливают: плиты, поковки, прутки, листы (Рис. 8).

Микроструктура различных полуфабрикатов из сплава ВТ6 после отжига представлена на рисунке 9.

а) б)

в) г)

Рис. 8 Различные виды полуфабрикатов из сплава ВТ6;

а- поковки; б- плиты; в- прутки; г- листы

а) б)



в) г)

Рис. 9 Микроструктура различных полуфабрикатов из сплава ВТ6;

а- плита толщиной 50 мм, - деформация, отжиг, 800С, 2 ч, воздух, 300; б- поковка, отжиг, 800С, 1 ч, воздух, 500; в- пруток (кованный), 800С, 1 ч, воздух, 500; г- лист, 750С, 1 ч, 300 [22].

3.2 Деформируемый титановый сплав ВТ16

Сплав BT16 является высокопрочным термически упрочняемым сплавом с коэффициентом в-стабилизации сплавов К=0,75. Сплав ВТ16 имеет следующий химический состав по ОСТ I 90013-81 (в %): (таблица 4).

Сплав содержит небольшое количество Аl, что несколько повышает прочность и жаропрочность и позволяет сохранить высокую пластичность в отожженном и в закаленном состоянии. Из-за относительно большого содержания молибдена и ванадия сплав BT16 эффективно упрочняется при закалке и старении. Выбранное содержание молибдена и ванадия определяет также хорошую свариваемость сплава и обеспечивает высокую пластичность сварного соединения непосредственно после сварки [13, 19, 20].

Таблица 4 Химический состав сплава ВТ16 [3]

Марка сплава	Содержание легирующих элементов, % (масс.), остальное - титан
	Al	V	Mo
ВТ16	1,8…3,8	4,0…5,0	4,5…5,5

Температура (б+в) в перехода колеблется в интервале температур 820-870°С. Алюминий и кислород в сплаве ВТ16 несколько повышает температуру Аc₃, а молибден и ванадий снижают ее. После закалки с температур выше Аc₃ -фаза не может быть зафиксирована и претерпевает превращение в мартенситную''-фазу, так что по структуре в закаленном состоянии сплав относится к мартенситному классу.

Титановый сплав BT16 нашел наибольшее применение в авиационной технике в качестве материала для крепежных изделий. Применение титановых сплавов для крепежных изделий объясняется тем, что титановые сплавы являются такими же прочными, как и легированные стали, используемые для стандартного самолетного крепежа, но с меньшим (в 1,75 раз) удельным весом (4,5 г/см³ по сравнению с удельным весом стали 7,9 г/см³) [21]. Они имеют высокую удельную прочность на растяжение и на срез (приблизительно в 1,5-2 раза выше, чем у обычных легированных сталей). Кроме того, титановые сплавы обладают хорошей коррозионной устойчивостью в атмосфере и в морской воде и довольно высокой прочностью при наличии надрезов.

Термическая обработка сплава BT16 производится для придания ему высокой пластичности, необходимой для осуществления пластической деформации в холодном состоянии, для получения высокой прочности и жаропрочности [13].

К сплаву ВТ16 применяются в основном следующие виды термической обработки: отжиг, закалка, старение и в меньшей степени термомеханическая обработка [3].

Отжиг сплава BT16 после холодной, а в некоторых случаях и горячей деформации проводят для устранения остаточных напряжений, разупрочнения, преобразования структуры из волокнистой в равноосную и т.д. Отжиг основан на процессах возврата и рекристаллизации. Нагрев металла из - области приводит к резкому росту зерна. Поэтому отжиг сплава BT16 производится при температурах (б+в)-области, так как зерно, выросшее в результате отжига, может быть измельчено только с помощью последующей пластической деформации.

В зависимости от температуры отжига и скорости охлаждения в сплаве ВТ16, как и в других двухфазных (б+в)-титановых сплавах, изменяется соотношение б- и в-фаз, а, следовательно, и свойства. Скорость охлаждения с температуры отжига определяет условия образования в структуре сплава промежуточных фаз, сопутствующих реакции в>б - превращения. Эти промежуточные фазы оказывают весьма большое влияние на свойства сплава.

Изменение микроструктуры сплава в зависимости от температуры отжига при скорости охлаждения2-3°С/мин представлено на рис. 10[13]. Под оптическим микроскопом микроструктура сплава ВТ16, отожженного при температурах до 750°С с последующим медленным охлаждением, представляет собой дисперсную смесь б- и в-фаз (рис. 10а). Отжиг в б+в-области при более высоких температурах сопровождается незначительным ростом микрозерна тем большим, чем выше температура. Отжиг при температурах в-области и последующее медленное охлаждение дают крупнозернистую структуру пластинчатого типа (рис.10б).

При более резком охлаждении сплава с температур отжига имеет место иной характер изменения свойств в зависимости от температуры. Так, при охлаждении сплава ВТ16 с температуры отжига на воздухе характеристики прочности растут, начиная с температуры отжига 700°С. Характеристики пластичности остаются достаточно высокими после отжига при температурах не выше 800°С, а затем начинают резко снижаться. Это связано с частичным распадом метастабильных фаз при охлаждении на воздухе. Изменение микроструктуры сплава ВТ16 под оптическим микроскопом в зависимости от температуры отжига и последующего охлаждения на воздухе представлено на рис. 11[13]. Структура сплава ВТ16 после отжига при температурах до 750-780°С представляет собой смесь б- и в-фаз с микрозерном, близким к получаемому при охлаждении с печью; при температурах (б+в)-области вблизи точки Ас₃ (800°С) практически отсутствует рост микрозерна (рис. 11а). Отжиг в в-области с последующим охлаждением на воздухе дает крупнозернистую, типичную для сплавов мартенситного типа пластинчатую структуру (рис. 11б), отличную от пластинчатой структуры, получаемой при охлаждении с печью.

а) б)

Рис. 10 Микроструктура сплава ВТ16 (пруток диаметром 12 мм) после отжига при различных температурах и охлаждения с печью со скоростью 3 град/мин [13]: а) 750, б) 850°С; 500

а) б)

Рис. 11 Микроструктура сплава ВТ16 (пруток диаметром 12 мм) после отжига при различных температурах и охлаждения на воздухе [13]:

а) 800; б) 850°С; 500

Для придания сплаву ВТ16 хорошей пластичности рекомендуются два вида отжига. Отжиг, обеспечивающий умеренную прочность и пластичность, проводится при температурах около 750°С с последующим охлаждением на воздухе [13]. Его можно использовать для отжига готовых изделий.

Отжиг, обеспечивающий максимальную пластичность и минимальную прочность, осуществляется при температурах вблизи 780°С с поледующим охлаждением печью со скоростью 2-3 град/мин до 450-400°С, а затем на воздухе. Такой отжиг проводят перед большой холодной деформацией, например глубокой вытяжкой [13].

Часто для (б+в)- и псевдо в-сплавов вместо одинарного или изотермического отжига проводят двойной отжиг [3, 4, 22]. Для сплава ВТ16 двойной отжиг проводят так: температура первой ступени 770-790С; температура второй ступени 610-650С; время выдержки на второй ступени 4ч [23].

Для уменьшения остаточных напряжений, образующихся в результате технологических операций, в ряде случаев применяют неполный отжиг при температурах ниже температуры начала рекристаллизации про-должительностью 0,5-2ч с последующим охлаждением на воздухе. Температура неполного отжига для сплава ВТ16 равна 550-650°С [23].

Закалку и старение сплава BT16 проводят с целью термического упрочнения, эффект которого существенно зависит от температуры нагрева под закалку, которая определяет фазовый состав закаленных титановых сплавов, а также способность их к последующему упрочнению при старении [22].

Изменение микроструктуры сплава ВТ16 в зависимости от температуры нагрева под закалку, наблюдаемое под оптическим микроскопом, представлено на рис. 12[13]. Повышение температуры нагрева под закалку при температурах (б+в)-области не ведет к заметному изменению микроструктуры или величины микрозерна, несмотря на существенные изменения фазового состава сплава (сначала увеличивается количество в-фазы, а после закалки с температуры выше критической происходит превращение метастабильной в-фазы в б"-фазу). Изменение фазового состава сплава BT16 в зависимости от температуры нагрева и скорости охлаждения при закалке приведено в таблице 5 [21].

а) б)
в)
Рис. 12 Микроструктура сплава ВТ16 (пруток диаметром 12мм) после закалки в воде с различных температур [13]: а) 750; б) 800; в) 860С; 500

Таблица 5

Изменение фазового состава сплава BT16 в зависимости от температуры нагрева и скорости охлаждения [21]

Температура нагрева, С	Фазовый состав после нагрева и охлаждения
	в воде	на воздухе	с печью
700	>		>
750	>	>
800	>>>	>
850	>>	-
900			-
950

В процессе старения метастабильные - и -фазы при температуре 350С начинают распадаться. При этом происходит выделение дисперсных частиц, ответственных за упрочнение сплава. При закалке сплава в воде с температур ниже 780-800°С образуется метастабильная -фаза, распад которой при старении вызывает упрочнение сплава. При закалке с температур выше 830-850С в структуре сплава образуется мартенситная -фаза, при распаде которой также образуются дисперсные - и -фазы, упрочняющие сплав. В сплаве, закаленном с промежуточных температур, в структуре присутствуют одновременно метастабильные - и -фазы и упрочнение в данном случае будет определяться распадом обеих фаз.Под электронным микроскопом в сплаве ВТ16, как и в других титановых сплавах мартенситного типа, можно довольно четко наблюдать процесс распада метастабильных фаз (рис. 13) [13].

а) б)
в) г)

Рис. 13 Структура сплава ВТ16 (пруток диаметром 12 мм) после закалки в воде с 790°С и старения по различным режимам;а) 300С, 16ч; б) 400°С, 16ч; в) 500°С, 16ч; г) 600°С, 16ч; 10000 [13]

В зависимости от температуры и продолжительности старения видна та или иная степень дисперсности частиц, сформировавшихся в результате превращения метастабильных фаз. Обычно распад метастабильных фаз в сплаве ВТ16 начинает наблюдаться при температурах старения 350-400°С. Дисперсные частицы в достаточной степени коагулируют при температурах 600-650°С [13].

Продолжительность старения обычно выбирают большей, чем время, необходимое для достижения максимальной прочности. Это обусловлено тем, что при максимальной прочности слишком низки пластические свойства, чтобы обеспечить надежную, безаварийную эксплуатацию изделий и конструкций. Таким образом, ВТ16 применяют, по существу, в состоянии небольшого перестаривания [23].

Принятые в настоящее время режимы закалки и старения сплава ВТ16 представлены в таблице 6[23].

Таблица 6

Режим упрочняющей термической обработки для сплава ВТ16 [23]

Сплав	Температура, С	Продолжительность старения, ч
	нагрева под закалку	Старения
ВТ16	780-830	560-580	4-10

Продолжительность нагрева под закалку выбирают такой же, как при полном отжиге. Обычно титановые сплавы закаливают в воду с температурой окружающей среды, так как в интервале температур от 0 до 30°С температура воды не оказывает заметного влияния на свойства титановых сплавов в термически упрочненном состоянии. Время переноса деталей после нагрева под закалку в закалочный бак должно быть минимальным. Длительность перерыва между закалкой и старением не регламентируется.



Таблица 7

Механические свойства прутков из титанового сплава ВТ16 [23]

Термическая обработка	Диаметр прутка, мм	Механическая свойства
		уВ,МПа	д, %	ш, %	KCU, Дж/см2
			не менее
Отжиг	8-20	814-932	14	60	160
Закалка + старение	8-20	1030-1180	12	50	30

Сплав ВТ16применяется для изготовлениялистов, прутков и друих полуфабрикатов. В дальнейшем из них получаюткрепежные (болты, винты, заклепки) и резьбовые детали, элементы самолетных конструкций, работающих при температурах до 350 ° (Рис. 14)

Рис. 14 Различные виды крепежных изделий из сплава ВТ16

3.3 Деформируемый титановый сплав ВТ23

Сплав ВТ23 относится к системе Тi-Аl-V-Мо-Сг-Fе и является классическим примером сплава, легированного алюминием и изоморфными (ванадий, молибден) и эвтектоидообразующими (хром, железо) -стабилизаторами.

ВТ23 - среднелегированный (+)-сплав мартенситного класса, приобретающий после закалки из -области структуру "-мартенсита. Сплав легко обрабатывается давлением и поставляется преимущественно в виде листов. Сплав хорошо подвергается ковке и штамповке. Сплав ВТ23 отличается высокой технологической пластичностью, что позволяет при изготовлении из него деталей применять вытяжку, отбортовку и другие операции обработки давлением. Он хорошо сваривается, прочность сварных соединений из сплава ВТ23 выше, чем у сплава ВТ16.

Сплав ВТ23 предназначен для применения в отожженном и термически упрочненном состояниях.Для промышленного производства полуфабрикатов рекомендован отжиг при 750 800°С с последующим охлаждением на воздухе. После такого отжига сплав обладает максимальной пластичностью при минимальной прочности.В отожженном состоянии сплав содержит около 30%-фазы.Упрочняющая термическая обработка состоит в закалке с температур 780 800°С и старении при 450 550°С в течение 6 10 ч, что обеспечивает сплаву высокое временное сопротивление разрыву при удовлетворительной пластичности.

При изучении влияния температуры нагрева в интервале 600 1000°С (выдержка 1 ч) и скорости охлаждения (сначала в воде, на воздухе и в печи до 300°С, а затем на воздухе) на механические свойства и фазовый состав сплава ВТ23 [6] установлено, что максимальной пластичностью и минимальным пределом прочности, равным 110 кгс/мм², сплав обладает после отжига при 750°С и охлаждения на воздухе и после отжига при 800°С и охлаждения в печи (рис.15). Для промышленного производства полуфабрикатов из сплава ВТ23 принят отжиг при 750°С и охлаждении на воздухе.



Рис. 15 Влияние режимов термической обработки на механические свойства прутка d=12мм из сплава ВТ23[6].

Повышение температуры закалки до 800°С сопровождается снижением прочности, а при увеличении температуры закалки до 1000°С имеет место некоторое повышение прочности и понижение пластичности сплавов. Нагрев до 1000°С (температура -области) независимо от скорости охлаждения приводит к понижению пластичности, что связано в значительной мере с огрублением структуры сплава. Микроструктура образцов из сплава ВТ23 после закалки с различных температур представлена на рисунке 16.

920С
905С	890С
860С	840С
800С	750С

Рис. 16 Микроструктура образцов из сплава ВТ23 после закалки с различных температур [27].

Снижение пластичности после нагрева при 1000°С, связано с фиксированием ''- фазы. Таким образом, сплав ВТ23 склонен при закалке на воздухе образовывать метастабильные фазы, распадающиеся при старении. При исследовании влияния режимов упрочняющей термической обработки, состоящей из закалки с 750°С,800°С и 825°С в воде и старения при 300 600°С в течение 10ч, на механические свойства и фазовый состав сплава ВТ23 установлено, что с повышением температуры старения до 400 450°С прочность сплавов возрастает до максимальных значений, а затем падает (см. рис.10). Оптимальные механические свойства сплава ВТ23 получены после закалки с 750°С и старения при 450°С: _в=147 кгс/мм²,=10% и =20%, а также после закалки с 800° С и старения при 500° у_в= 152 кгс/мм², =10%, = 22 %.[6]

Сплав ВТ23 как и ВТ6 универсален. Из этого сплава изготавливают практически все: листы, прутки, штамповки, плиты и др. Некоторые из них представлены на рисунке 17.

Рис. 17. Полуфабрикаты из ВТ23.



IV. Перспективы развития деформируемых титановых (+)- сплавов

4.1 Технологии термоводородной обработке и эффект водородногопластифицирования

Снизить трудоемкость производства, а также увеличить коэффициент использования металла при изготовлении полуфабрикатов и изделий можно за счет обоснованного выбора химического состава сплава и его структурного состояния, обеспечивающих, с одной стороны, понижение температуры или усилий деформации, а с другой - получение требуемого комплекса свойств.

Однако понизить усилие деформирования возможно не только сочетанием легирования постоянными химическими элементами и термической обработки для усовершенствования существующих и при создании новых титановых сплавов, но и проведением специальных видов обработки. Одним из таких видов обработки является водородная технология, основанная на временном легировании сплавов водородом на технологической стадии изготовления полуфабрикатов и изделий 35.

Для изучения влияния водорода на температуру деформации, усилие прессования, структуру, текстуру и комплекс механических свойств готовых полуфабрикатов был выбран наиболее широко применяемый в промышленности (б+в)-сплав ВТ6. Он обладает достаточно высокими прочностными характеристиками и низкой технологической пластичностью вследствие повышенного содержания алюминия (около 6%), что обусловливает необходимость использования горячей пластической деформации.

Прессование заготовок из сплава ВТ6 обычно проводят в температурном интервале Ас₃50С. Деформация при температурах выше Ас₃ значительно облегчает процесс прессования, однако последующее охлаждение до нормальной температуры приводит к формированию грубопластинчатой структуры заготовок, и снижению механических свойств, особенно технологической пластичности, а понижение температуры деформации - к резкому возрастанию усилий прессования.

Известно, что водород, являясь сильным -стабилизатором, позволяет либо уменьшить усилия деформации, либо понизить температуру деформации без изменения усилий.

Пластичность и усилия деформации зависят от содержания водорода в сплаве и температуры испытаний 35. Для того, чтобы определить оптимальное содержание водорода, обеспечивающего максимальное снижение усилий деформации, на первом этапе работы было исследовано влияние водорода на величину удельного усилия сжатия образцов из сплава ВТ6 при различных температурах.

исследования проводили при температурах в интервале от 880°С (Ас₃-50°С) до 700°С на образцах 1013 мм, вырезанных из горячекатаных прутков сплава ВТ6 как в исходном состоянии без водорода, так и предварительно подвергнутых наводороживанию от 0,05 до 0,9 масс. %.

Анализ полученных результатов показал, что введение водорода до 0,2% позволяет снизить уровень значений удельного усилия сжатия на величину до 63%. Однако дальнейшее повышение концентрации водорода до 0,9% приводит к уменьшению эффекта водородного пластифицирования сплава, и уровень значений удельного усилия сжатия снижается на величину до 10%, что связано с протеканием процессов деформации при температурах -области, где водород действует как твердорастворный упрочнитель.

Кроме того, дополнительное легирование сплава водородом оказывает влияние на характер деформационного поведения образцов. Увеличение степени деформации до 5% сопровождается некоторым ростом удельных усилий сжатия независимо от наличия и концентрации водорода в сплаве, что обусловлено накоплением дефектов, а, следовательно, деформационным упрочнением сплава.

Таким образом, проведенные исследования показали, что минимальное усилие сжатия при температуре 880С наблюдается в сплаве ВТ6 при введении 0,15% водорода. В то же время, при температуре деформации 800С минимальное удельное усилие сжатия (q) наблюдается при введении 0,25% водорода, и это значение сопоставимо со значениями q для образцов без водорода при температуре деформации 880С.

Основываясь на результатах исследований для проведения процесса прессования заготовок из сплава ВТ6, было выбрано три концентрации водорода (0,15, 0,2 и 0,25%) и, соответственно, три температуры деформации: 880, 850 и 800С.

Для проведения прессования были использованы заготовки из сплава ВТ6 размером 90Ч200 мм, полученные радиально-винтовой прокаткой. Часть заготовок испытывали с исходным содержанием водорода (0,005% водорода), а часть насыщали водородом до концентраций 0,15, 0,2 и 0,25% в установке Сивертса при температурах 880, 850 и 800С, соответственно.

Структура заготовок в исходном состоянии представлена в-матрицей и крупными пластинами -фазы (рис. 18а). Введение в заготовки водорода приводит к незначительному уменьшению толщины пластин -фазы, что обусловлено увеличением количества в-фазы, причем чем выше содержание водорода, тем больше доля в-фазы и тоньше -пластины (рис. 18б-г).

Прессование заготовок проводили методом прямого истечения на гидравлическом прессе с максимальным усилием 2000 Тс и установленным давлением 170 атм. (1062,5 т) со скоростью прессования 38-50 мм/с.

Прессование заготовок проводили с использованием матриц с диаметрами отверстия 45, 35 и 20 мм, что соответствовало коэффициентам вытяжки 4,5; 7,4 и 22,5, соответственно. Деформация заготовок с исходным содержанием водорода проводили при температурах 880, 850 и 800С. В связи с тем, что введение водорода снижает температуру полиморфного превращения, температуру прессования заготовок, дополнительно легированных водородом, выбирали исходя из содержания водорода. Так заготовки, легированные 0,15% водорода деформировали при температуре 880С, заготовки с 0,2% водорода - при 850С, а заготовки, содержащие 0,25% водорода, - при 800С.

а)	б)
в)	г)
Рис. 18 Микроструктура заготовок 90 мм из сплава ВТ6 в исходном состоянии (а) и после дополнительного легирования водородом до концентрации 0,15% (б), 0,2%(в) и 0,25% (г).35

Для проведения прессования при заданной температуре все заготовки одновременно закладывали в печь. Минимальное время прогрева составляло 30 минут, а температура контейнера - 300?C. Прессование проводилось через холодные матрицы.

Прессование заготовок при температуре 880C с исходным содержанием водорода (0,005%) проводили до диаметров 45 и 20 мм, а заготовок с 0,15% водорода - до диаметров 45, 35, и 20 мм.

Проведенные исследования показали, что прессование заготовки при температуре 880С, содержащей 0,005% водорода, до диаметра 45 мм происходит с усилием 560 Тс, а до 20 мм 750 Тс (рис. 5.6). Введение в заготовки 0,15% водорода приводит к снижению усилия прессования до 375 Тс и 560 Тс, соответственно (рис. 19). Таким образом, введение в заготовки 0,15% водорода позволило в 1,5 раза уменьшить усилия прессования.

Деформация при температуре 880С заготовок без водорода до 45 мм практически не вызывает структурных изменений в объеме материала по сравнению со структурой исходной заготовки 90 мм, а прессование заготовок на 20 мм приводит к небольшому утонению б-пластин (рис. 20).

Прессование заготовок из сплава Вт6 до 45 мм, дополнительно легированных 0,15% водорода, приводит к формированию структуры, представленной деформированными первичными б-пластинами и дисперсными частицами б-фазы, выделяющимися в процессе (в>б)-превращения при последующем охлаждении до нормальной температуры. Повышение степени деформации при прессовании заготовок до 35 мм способствует накоплению дефектов кристаллического строения в пластинах б-фазы и началу процесса их глобуляризации. Дальнейшее увеличение усилий деформации до 560 Тс, достигаемых при прессовании заготовки до 20 мм, приводит к формированию более дисперсной структуры, приближающейся по морфологии к глобулярной (рис. 20).

Рис. 19. Влияние содержания водорода на усилие прессования заготовок из сплава ВТ6 при 880С35

0,005%H		0,15%H
		0,15%H
0,005%H		0,15%H
Рис. 20. Микроструктура прутков из сплава ВТ6 с разным содержанием водорода, полученных прессованием при температуре 880С до разных диаметров35

На следующем этапе работы проводили прессование заготовок из сплава ВТ6 при температуре 850С с исходным содержанием водорода (0,005%) до диаметров 45 и 20 мм, а легированных 0,2% водорода - до диаметров 45, 35, и 20 мм.

В заготовках с исходным содержанием водорода уменьшение диаметра прутка с 45 до 20 мм приводит к увеличению усилия прессования с 560 Тс до 940 Тс. В то же время, введение в заготовки 0,2% водорода снижает усилие прессования до 440, 530 и 750 Тс при получении прутков диаметром 45, 35, и 20 мм, соответственно (рис. 21).

Проведенный металлографический анализ показал, что снижение температуры прессования с 880 до 850С не приводит к изменению морфологии структурных составляющих как в полуфабрикатах с исходным содержанием водорода, так и в предварительно наводороженных, вне зависимости от их диаметров. Однако понижение температуры прессования вызывает незначительное уменьшение размера частиц б-фазы. В то же время, увеличение усилия прессования с уменьшением диаметра получаемых прутков с 45 до 35 и 20 мм приводит к постепенному протеканию процессов глобуляризации и формированию хорошо проработанной структуры, близкой к глобулярной (рис. 22).

На следующем этапе работы оценивалось влияние концентрации водорода на усилия прессования при получении прутков из сплава ВТ6 при температуре деформации 800С. Прессование заготовок с исходным содержанием водорода (0,005%) проводили до диаметров 45 и 35 мм, а заготовки с 0,25% водорода - до диаметров 35, и 20 мм.

В связи с нехваткой мощности оборудования, необходимой для получения прутка 20 с исходным содержанием водорода при температуре 800С, сравнить усилия прессования полуфабрикатов без водорода и легированных водородом до 0,25% возможно только на прутках 35 мм. Исследования показали, что введение водорода снижает усилие прессования в 1,4 раза.

Рис. 21. Влияние содержания водорода на усилие прессования заготовок из сплава ВТ6 при 850С35

0,005%H		0,2%H
		0,2%H
0,005%H		0,2%H
Рис. 22. Микроструктура прутков из сплава ВТ6 с разным содержанием водорода, полученных прессованием при температуре 850С до разных диаметров35.

Таким образом, проведенные исследования показали, что легирование водородом позволяет получить достаточно хорошо проработанную структуру при всех исследованных температурах деформации.



4.2 Новые комплексно-легированные деформируемые (+)- сплавов

4.2.1 Опытный сплав ВТ16И

Совместно с немецкой фирмой на кафедре «МиТОМ» был разработан опытный сплав ВТ16И, обладающий более высоким, по сравнению со сплавом ВТ16, уровнем прочности. Он представляет собой сплав ВТ16 дополнительно легированный цирконием и оловом (Ti-3Al-5V-5Mo-1Zr-0,5Sn). Однако этот сплав должен иметь и высокую технологическую пластичность при нормальной температуре. Химический состав сплавов ВТ16 и ВТ16И дан в таблице 8.

Таблица 8

Химический состав сплавов ВТ16 и ВТ16И35

Для выбора оптимальной температуры прокатки опытного сплава в (б+в)- области изучено влияние температуры нагрева на удельные усилия сжатия при осадке. Их наименьшие значения - 48 и 60 МПа достигаются при температурах нагрева 830 и 800С. Установлено, что прокатка при температуре 830С не позволяет полностью устранить в прутках границы исходных -зерен и преобразовать внутризеренную пластинчатую структуру (рис. 23а), а деформация при температуре 800С приводит к формированию хорошо проработанной мелкодисперсной структуры по всему сечению полуфабриката (рис. 23б).

На основе проведенных исследований разработана технология получения прутка 18 мм из слитка 340 мм за три перехода. Первый переход с 340 до 210 мм осуществлялся ковкой в в-области при температуре 1000С, второй переход с 210 до 80 мм - прокаткой в в-области при температуре 950С и третий переход с 80 до 18 мм - прокаткой в (б+в)-области при начальной температуре 800С.

	а)		б)
Рис. 23. Микроструктура образцов из сплава Ti-3,0Al-4,5V-5Mo-0,7Sn-1,0Zr после прокатки при температурах 830С (а) и 800С (б)35.

Несмотря на относительно высокую температуру прокатки (Ас₃-50°С) сплав находился в сильно нагартованном состоянии, его твердость колебалась в пределах 42 - 46 единиц HRC, а предельная степень деформации не превышает 30%. Поэтому было исследовано влияние температуры отжига и скорости охлаждения на предельную степень деформации при сжатии при нормальной температуре.Отжиг проводился в двухфазной области при температурах от 800 до 680С с шагом в 30С, выдержкой при заданных температурах в течение 2 часов и охлаждением со скоростями 70; 3 и 0,04 К/с, что соответствует охлаждению в воде, на воздухе и с печью.

Охлаждение в воде опытного сплава с температур 770-800С приводит к формированию в структуре максимального количества метастабильной в-фазы. Последующая осадка инициирует -превращение, что обусловливает низкие значения предельной степени деформации (е_пр) (табл. 9). Выделение дисперсной вторичной -фазы в процессе охлаждения образцов на воздухе с тех же температур также является причиной низких значений е_пр, а медленное охлаждение с печью позволяет получить максимальные значения е_пр вследствие преобладания процессов роста первичной -фазы над процессами зарождения вторичной (табл. 9). Понижение температуры отжига до 740С приводит к уменьшению в структуре количества в-фазы и увеличению её термической и механической стабильности, вследствие чего разница в значениях предельной степени деформации образцов, охлажденных с разными скоростями, уменьшается (табл.9).

Таблица 9 Значения твердости и предельной степени деформации при сжатии образцов из сплава Ti-3,0Al-4,5V-5Mo-0,7Sn-1,0Zr в зависимости от температуры отжига и скорости охлаждения35.

Температура отжига, С	Твердость, HRC	Предельная степень деформации при сжатии, %
Охлаждение со скоростью 70 К/с (вода)
800	28	21
770	28	31
740	31	48
710	32	58
680	32	44
Охлаждение со скоростью 3 К/с (воздух)
800	38	21
770	35	38
740	33	54
710	32	60
680	32	45
Охлаждение со скоростью 0,04 К/с (печь)
800	26,5	69
770	27	68
740	30	63
710	32	60
680	32	45

Дальнейшее понижение температуры отжига нивелирует влияние скорости охлаждения на предельную степень деформации при сжатии, а уменьшение размера структурных составляющих приводит к снижению е_пр (табл. 9).

Таким образом, проведенные исследования показали, что максимальное значение предельной степени деформации (69%) имели образцы после отжига при 800С и охлаждения с печью. Однако реализация в промышленных условиях данного вида обработки является длительным и неэффективным процессом. Наиболее целесообразным в условиях массового производства является охлаждение на воздухе. При данной скорости охлаждения наибольшая технологическая пластичность (60%) наблюдается у образцов, отожженных при 710С. Механические свойства образцов из сплавов ВТ16 и Ti-3,0Al-4,5V-5Mo-0,7Sn-1,0Zr показаны в таблице 10.

Таблица10

Механические свойства образцов из сплавов ВТ16 и Ti-3,0Al-4,5V-5Mo-0,7Sn-1,0Zr35.

Сплав	Режим термической обработки	Механические свойства
		в, МПа	0,2, МПа	,%	,%
Ti-3,0Al-4,5V-5Mo- 0,7Sn-1,0Zr	710С, в=10 ч, охлаждение на воздухе	970	915	17	68
ВТ16 (Ti-3,0Al-4,5V-5,0Mo)	710C, в = 10 ч, охлаждение на воздухе	910	904	20	76

Ключевыми факторами, влияющими на предельную степень деформации являются размер структурных составляющих и плотность дефектов кристаллического строения, в первую очередь дислокаций. Поэтому на следующем этапе работы было изучено влияние времени изотермической выдержки при выбранной температуре отжига на структуру и технологическую пластичность образцов из опытного сплава. Установлено, что увеличение времени выдержки до 10 часов в процессе отжига при 710С приводит к увеличению значений предельной степени сжатия при осадке до 71% вследствие укрупнения размера структурных составляющих и уменьшения концентрации дефектов кристаллического строения (рис. 24).

а)	б)
Рис. 24. Микроструктура образцов из сплава Ti-3,0Al-4,5V-5Mo-0,7Sn-1,0Zr после изотермической выдержки в течении 2 (а) и 10 (б) часов при 710С35.

Анализ результатов сравнительных испытаний на осадку и разрыв образцов из сплавов Ti-3,0Al-4,5V-5Mo-0,7Sn-1,0Zr и ВТ16 показал, что значения предельной степени деформации при нормальной температуре у опытного сплава всего на 3% ниже, чем у сплава ВТ16. При этом предел прочности опытного сплава в отожженном состоянии составляет 970 МПа, что на 60 МПа выше, чем у сплава ВТ16.

Исследовано влияние температуры и времени старения на формирование структуры и комплекс механических свойств образцов из сплава Ti-3,0Al-4,5V-5Mo-0,7Sn-1,0Zr, предварительно отожженных при температуре 710С. Установлено, что старение при температуре 500С в течение 4 часов позволяет повысить прочность опытного сплава до 1090 МПа, что на 80 МПа выше, чем у ВТ16 при одинаковых значениях пластичности. Более подробные результаты механических свойств исследования представлены в таблице 11. Полученные микроструктуры для каждого сплава показаны на рисунке 25.

Таблица 11

Механические свойства образцов из сплавов Ti-3,0Al-4,5V-5Mo-0,7Sn-1,0Zr и ВТ16после упрочняющей термической обработки35.

Сплав	Термическая обработка	Механические свойства
		в, МПа	0,2, МПа	, %	, %
Ti-3,0Al-4,5V-5Mo-0,7Sn-1,0Zr	710С, в=10 ч, охлаждение на воздухе + старение 500C, в =4 ч	1090	1060	17,0	67
ВТ16 (Ti-3,0Al-4,4V-5,4Mo)	710С, в=10 ч, охлаждение на воздухе + старение 500C, в =4 ч	1010	1000	16,6	65

а)	б)
Рис. 25. Микроструктура образцов из сплавов ВТ16 (а) и Ti-3,0Al-4,5V-5Mo-0,7Sn-1,0Zr (б) после упрочняющей термической обработки.35

Оценена возможность изготовления болтов из опытного сплава (рис. 26) методом холодной высадки и редуцирования при нормальной температуре. Разработанная технология, включающая прокатку прутков и последующий отжиг при температуре 710С с изотермической выдержкой в течение 10 часов и охлаждением на воздухе, позволила изготовить опытную партию болтов М14 без дефектов поверхности.

Рис. 26. Внешний вид болтов из сплава Ti-3,0Al-4,5V-5Mo-0,7Sn-1,0Zr35.

Проведен сравнительный анализ усталостной прочности болтов из опытного сплава и серийных стальных болтов. Показано, что при амплитуде нагрузки 5 кН болты из сплава Ti-3,0Al-4,5V-5Mo-0,7Sn-1,0Zr выдерживают базовое число циклов (10⁷) без разрушения (рисунок27). При увеличении амплитуды нагрузки до 10 кН долговечность болтов из опытного сплава ниже, чем у серийных стальных, но в 4 - 7 раз превышает уровень усталостных свойств, установленный требованиями к крепежным деталям.

Рис. 27. Зависимость долговечности серийных стальных болтов и пробных болтов из сплава Ti-3,0Al-4,5V-5Mo-0,7Sn-1,0Zr от амплитуды нагрузки при усталостных испытаниях35.

4.2.2 Новый комплексно-легированный сплав ВТ43

Всероссийский институт легких сплавов разработал новый комплексно-легированный восьмикомпонентный (+)-титановый сплав ВТ43. Химический состав которого дан в таблице 12. Сплав содержит легирующие элементы с коэффициентом распределения при дендритной ликвации больше и меньше единицы. Суммарное количество -стабилизаторов в осях дендритов (эквивалентно 7,8% Мо) и межосных объемах (эквивалентно 8.1% Мо) практически постоянно, что обеспечивает однородное упрочнение.

Таблица 12

Химический состав сплава ВТ43

Сплав	Al	V	Mo	Fe	Cr	Nb	Zr	Cu
ВТ43	4-5	4-5	1,5-2,5	0,4-0,8	0,8-1,4	0,8-1,5	0,8-1,5	0,001-0,4

Прочность и микротвердость при нагрузке 20 г - (_B=910 МПа. H_2О=5400 МПа) и - (_B =912 МПа. H_2О=5450 МПа) твердых растворов также равны, что является важным фактором комплексного легирования. 13

Благодаря комплексному легированию (+)-сплава с включением в его состав дополнительных легирующих элементов, повышающих прочность и жаропрочность, достигнуты служебные характеристики, превосходящие все лучшие зарубежные и отечественные аналоги. Сварные соединения при

_{в .св.соед} 1150 Мпа (_{в .св.соед}/_{в .о.м}=0,95 ) имеют высокую трещиностойкость

K_1c 70 МПа-м^1/2.

Плотность сплава ВТ43 г=4540 кг/м, что очень важно для достижения более высокой удельной прочности и большей весовой эффективности конструкции.

Сплав ВТ43:

- относительно дешевый за счет меньшего содержания дорогостоящего и дефицитного ванадия и меньшего брака благодаря большей структурной однородности, обусловленной большей химической однородностью и меньшей дисперсией температуры полиморфного превращения;

- легко обрабатывается давлением, так как имеет высокую температуру полиморфного превращения t_пп=920°С, что уменьшает сопротивление деформации, особенно при деформации в (+)-области;

- обладаетмалым расходом электроэнергии при упрочняющей термообработке за счет меньшей стабильности -фазы и за счет возможности исключить высокотемпературный нагрев под закалку при проведении ВТМО, рекомендуемой для сплава ВТ43.

Сплав ВТ43 при охлаждении в воде или на воздухе образует пластичную "-фазу, поэтому полуфабрикат в состоянии поставки обладает высоким комплексом свойств.

Сплав ВТ43 может быть применен:

- в отожженном состоянии (_в>1100 МПа);

- после обработки по схеме ВТМО (горячедеформированное состояние+старение) в сечении до 150 мм (_в>1100 МПа);

- в закаленном на воздухе или в воде (после черновой механической обработки) состоянии и с последующим старением (_в>1200 МПа и _в>1300 МПа);

- в малых сечениях для кратковременного ресурса эксплуатации при закалке в воде и низкотемпературном старении, обеспечивающем многофазное упрочнение (_в>1500 МПа);

Сплав ВТ43 рекомендуется для изготовления гидроаккумуляторов и силовых конструкций самолетов, космических аппаратов и ракет (рис. 28); введен в чертежно-конструкторскую документацию «ближне-, среднемагистрального самолета» (БСМС).

Рис. 28 Гидроаккумулятор и силовая конструкция самолета.



Выводы

1. Проанализированы возможные пути решения проблемы снижения трудоемкости производства полуфабрикатов из деформируемых титановых сплавов при сохранении или увеличении комплекса механических свойств.

2. Дополнительное введение в сплав ВТ16 циркония и олова, и разработка технологии термической обработки полученного сплава, позволяет получить выигрыш в значениях прочности полуфабрикатов до 80 МПа при схожих значениях пластичности.

3. За счет комплексного многокомпонентного легирования новый сплав ВТ43 обладает большей экономичностью при уникальном уровне служебных характеристик.

4. Применение термоводородной обработки и использование эффекта водородного пластифицирования позволяет в 1,5 раза снизить усилия прессования широко применяемого сплава ВТ6. При этом механические свойства сплава после термоводородной обработки могут превосходить уровень свойств, достигаемый стандартной термической обработкой.



Список использованной литературы

[1] Глазунов С.Г., Моисеев В.Н. Конструкционные титановые сплавы. -.М.: Металлургия, 1974. -368 с.

[2] Ильин А.А., Колачёв Б.А., Полькин И.С. Титановые сплавы. Состав, структура, свойства. Справочник. -М.: ВИЛС-МАТИ, 2009. -520 с.

[3]Колачев Б.А., Елагин В.И., Ливанов В.А. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов: Учебник для вузов. - 4-е изд., перераб. и доп. - М.: «МИСиС», 2005. - 432 с.

[4]Глазунов С.Г., Моисеев В.Н. Конструкционные титановые сплавы. - М.: Металлургия, 1974. - 368 с.

[5]Полуфабрикаты из титановых сплавов / Александров В.К., Аношкин Н.Ф., Белозеров А.П. и др. - М.: ВИЛС, 1996. - 581 с.

6Колачев Б.А., Ливанов Б.А., Буханова А.А. Механические свойства титана и его сплавов. - М.: Металлургия, 1974. - 544 с.

[7] Полуфабрикаты из титановых сплавов / Александров В.К., Аношкин Н.Ф., Белозеров А.П. и др. - М.: ВИЛС, 1996. - 581 с.

[8] Горынин И.В., Чечулин Б.Б. Титан в машиностроении. - М.: Машиностроение, 1990. - 400 с.

[9]Колачёв Б.А., Елисеев Ю.С., Братухин А.Г., Талалаев В.Д. Титановые сплавы в конструкциях и производстве авиадвигателей и авиационно-космической технике. / Под. ред. д-ра техн. наук, проф А.Г. Братухина. - М.: Изд-во МАИ, 2001. - 416 с.: ил.

[10] Белов С.П., Брун М.Я., Глазунов С.Г. Металловедение титана и его сплавов. -М.: Металлургия, 1992. -352 с.

[11] Колачев Б.А., Елагин В.И., Ливанов В.А. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов. -3-е изд. -М.: МИСиС, 1999. -416 с.; 4-е изд. 2005. -432 с.

[12] Новиков И.И., Строганов Г.Б., Новиков А.И. Металловедение, термообработка и рентгенография. М.: МИСИС, 1994. - 480 с.

[13] Металлография титановых сплавов. Коллектив авторов. Под общ. ред. д.т.н., проф. Глазунова С.Г., д.т.н., проф. Колачева Б.А. - М.: Металлургия, 1980. - 464 с.

[14] Сплавы цветных металлов для авиационной техники / Воздвиженский В.М., Жуков А.А., Постнова А.Д., Воздвиженская М.В. Под общ. ред. В.М. Воздвиженского. - Рыбинск: РГАТА, 2002. - 219 с.

[15] Ильин А.А. Механизм и кинетика фазовых и структурных превращений в титановых сплавах. - М.: Наука, 1994. - 304 с.

[16] Хорев А.И. Титановые сплавы для авиакосмической техники и перспектива их развития // ВИАМ.

[17] Хорев А.И. Титан - это авиация больших скоростей и космонавтика // Технология легких сплавов, 2002, №4, с. 92-97.

[18] Хорев А.И. Комплексное легирование и термомеханическая обработка титановых сплавов. - М.: Машиностроение. 1979. - 228 с.

[19] Моисеев В.Н., Поляк Э.В. Соколова А.Ю. //МиТОМ, 1975, №8, с. 45-49.

[20] Должанский Ю.М., Моисеев В.Н., Сибелева Л.И., Тереньтьева Л.Н.- «Изв. вуз. Цветная металургия», 1973, №4, с. 132-137.

[21] Воробьев И.А., Володин В.А., Панфилов А.Н. Научные основы проектирования технологий для изделий из титановых сплавов. - Н.Новгород: Волго-Вятское кн. изд-во, 1994. - 253 с.

[22] Колачев Б.А., Габидулин Р.М., Пигузов Ю.В. Технология термической обработки цветных металлов и сплавов. - М.: Металлургия, 1992. - 272 c.

[23] Технология изготовления титановых деталей крепления / Володин В.А., Колачев Б.А., и др. Под ред. Б.А. Колачева. - М.: Металлургия, 1996. - 144 с.

[24] Корнилов И.И Титан, М.Наука ,1975.

[25] Борисова Е.А., Бочвар Г.А., Брун М.Я. и др. Титановые сплавы. Металлография титановых сплавов. М: Металлургия. 1980г. 464с.

[26] Авиационные материалы. Справочник в девяти томах. т.5: Магниевые и титановые сплавы. М. ОНТИ-1973. 586 с.

[27] Формирование текстуры листовых полуфабрикатов титановых сплавов разных классов при пластической деформации и термической обработке.Дзунович Дмитрий Анатольевич// 2006.

[28]М.А. Филиппов, В.Р. Бараз, М.А. Гервасьев., Методология выбора металлических сплавов и упрочняющих технологий в машиностроении: учебное пособие: в 2 т. Т. II. Цветные металлы и сплавы ./ - Екатеринбург: Изд-во Урал. ун-та, 2013. - 236 с.

[29]Бочвар Г.А. Структура и свойства литых титановых сплавов и их связь с условиями фазовой перекристаллизации. Автореферат кандидатской диссертации.М.1966.

[30]Колачев Б.А., Талалаев В.Д. Водородная технология титановых сплавов // Авиационная промышленность, 1991, №1, с. 58-59.

[31]Ильин А.А., Мамонов А.М., Коллеров М.Ю. Термоводородная обработка - новый вид обработки титановых сплавов // Перспективные материалы, №1, 1997 с. 5-14.

[32]Колачев Б.А., Носов В.К., Ильин А.А. Водородная технология титановых сплавов // Материалы научно-технического семинара «Технология-91». - Донецк: ДПИ, 1991, с. 64-65.

[33]Гельд П.В., Рябов Р.Ф., Мохрачева Л.П. Водород и физические свойства металлов и сплавов: Гидриды переходных металлов. - М.: Наука, 1985. 232 с.

[34]Колачев Б.А., Назимов О.П., Ильин А.А., Мальков А.В. Влияние водорода на электронное строение и свойства сплавов // Электронное строение и физико-химические свойства тугоплавких соединений и сплавов // Докл. Всесоюз. cимпоз. - Киев, 1979, с. 263-268.

[35]Шалин А. В. Влияние химического состава и структурного состояния двухфазных титановых сплавов на технологическую пластичность при нормально// Москва , 2013.

Размещено на Allbest.ru

...